薄壁鈦合金T形接頭擺動激光填絲焊組織與性能

武鵬博, 徐鍇, 黃瑞生, 楊義成, 鄒吉鵬, 曹浩

(哈爾濱焊接研究院有限公司, 黑龍江 哈爾濱 150028)

0 引言

鈦合金具有低密度、高比強度、優良的耐腐蝕性能、加工性能好等優點,并以其結構輕量化特性在服役條件惡劣的國防工業和航空航天領域中廣泛應用,如83-1型和83-2型兩種迫擊炮、飛機起落架和承重架等[1-2],為國防工業和航空航天等領域的發展起著重要作用。近年來,在T形結構壁板方面為提高結構整體強度、減輕重量、降低成本,逐步提出以焊接代替鉚接的方式,已在艦艇、炮彈和大型飛機制造中得到驗證。激光填絲焊與傳統的熔化焊相比,具有熱源能量密度集中、焊接變形及殘余應力小、焊縫深寬比大、焊接效率高、接頭微觀組織細小等優勢[3-7]。但激光填絲焊存在氣孔等問題,文獻[8]提出鈦合金焊接通過光束擺動,增大對熔池的攪拌作用,同時光束的擺動增加單位面積熱輸入,減少深寬比,可以有效抑制氣孔問題。

近幾年來對薄壁鈦合金T形接頭焊接研究逐漸增多,陳素明等[9]研究TC4鈦合金激光填絲焊焊接過程中激光功率、焊接速度和送絲速度等工藝參數對焊縫宏觀形貌的影響,并獲得了優化的焊接工藝區間。孫燕潔等[10]分析了酸洗、焊接環境及焊后修正對TC4鈦合金薄板T形焊接接頭質量的影響,發現酸洗及焊后重熔并未明顯改善接頭氣孔率,氣孔率對濕度變化較為敏感。鄭昌鴻等[11]研究了工藝因素對鈦合金薄板激光焊接變形的影響,發現激光功率、離焦量和焊接速度對焊接接頭變形影響較大,裝配間隙對焊接接頭變形影響較小。姚君山等[12]對鈦合金T形接頭激光焊溫度場進行數值模擬研究,通過進行溫度場的分析從而對焊接應力、變形與接頭組織性能進行預測。黃亮[13]研究了薄板鈦合金激光焊接殘余應力,發現線能量對殘余應力的影響,同時提出了采用熱處理方法進行消應力處理,效果較為明顯。綜上可知,目前國內外相關學者著重于從溫度場模擬、焊接工藝和焊后殘余應力消除等方面對鈦合金薄板T形接頭激光填絲焊接進行相關研究,而擺動激光填絲焊方面研究內容較少,鮮有報道。

本文對2 mm厚TC4鈦合金進行典型T形接頭擺動激光填絲焊接試驗,并對焊接接頭進行X射線無損檢測和力學性能測試,借助光學顯微鏡(OM)、掃描電子顯微鏡(SEM)、透射電子顯微鏡(TEM)對T形接頭不同位置微觀組織及斷口形貌進行分析并闡明焊接接頭組織和力學性能之間的關系。

1 激光焊接試驗材料及試驗方案

1.1 試驗材料

試驗母材為2 mm厚的TC4(Ti-6Al-4V)鈦合金,其組織主要由等軸α相和β相組成,β相依附在α相周圍均勻分布,如圖1所示。填充金屬采用TC4(Ti-6Al-4V)焊絲,焊絲直徑為1.2 mm,鈦合金母材和焊絲的實測化學成分和母材的力學性能如表1所示。保護氣采用高純氬氣。

圖1 鈦合金母材顯微組織Fig.1 Microstructure of the titanium alloy base metal

1.2 試驗方案

焊接試驗采用德國IPG公司生產的YLS-30000-S4光纖激光器及D50擺動激光頭,使用福尼斯公司生產的KD1500D-11型送絲機進行送絲,焊接過程由德國KUKA公司生產的機器人控制運動完成。焊前對試板進行打磨和酸洗,在體積占比(2%～4%)HF+(30%～40%)HNO3+H2O(余量)的酸溶液中浸泡15～20 min,然后用清水沖洗烘干,去除表面油污和氧化物。焊接過程中采用自制保護氣罩后置保護,在施焊前提前通氬氣30 s,排除工件表面和背部周圍的空氣,焊接完成后繼續通氬氣20 s,使正反面的焊縫高溫區域在冷卻過程中依然得到保護;經試驗調試確定保護氣流量為30 L/min時,可以得到保護良好的銀白色焊縫。試驗選取的焊接工藝參數如表2所示。

表1 試驗母材和焊絲化學成分質量分數及母材力學性能

表2 擺動激光填絲焊工藝參數

焊接完成后采用X射線檢測儀對焊接試板進行無損檢測,評價焊縫的氣孔傾向;采用日本Olympus公司產GX51型光學顯微鏡對焊接接頭的微觀組織進行觀察;采用德國Zeiss公司產ZVO18型掃描電子顯微鏡對焊接接頭拉伸斷口和剪切斷口進行觀察;采用日本JEOL公司產JEM-2100型透射電子顯微鏡進一步放大觀察焊縫區微觀組織形貌;采用日本理學公司產D/MAX-rB型X射線衍射(XRD)儀分析焊縫物相;采用HVS-1000Z型顯微硬度測試計測試焊接接頭顯微硬度,載荷2 N,測試時間15 s;按照國家標準GB/T 2651—2008焊接接頭拉伸試驗方法進行拉伸測試,拉伸試樣按照圖2所示進行加工;按照航空工業標準HB 6736—1993金屬板材剪切試驗方法進行剪切測試,采用軸向拉伸加載方式將板材剪切試樣受剪截面剪斷,以測得剪切強度,剪切試樣按照圖3所示進行加工。

圖2 焊接接頭拉伸試樣示意圖Fig.2 Schematic diagram of the tensile specimen of welded joints

圖3 焊接接頭剪切試樣示意圖Fig.3 Shear specimen diagram of the welded joints

2 試驗結果及分析

2.1 宏觀形貌及X射線無損檢測

圖4為T形接頭整體的宏觀形貌及X射線無損檢測結果。圖4(a)為擺動激光填絲焊接過程示意圖;圖4(b)為焊縫宏觀形貌圖,焊縫表面呈銀白色保護良好,無咬邊和裂紋等宏觀缺陷;圖4(c)為焊縫經X射線無損檢測結果,結果表明,焊縫無氣孔、裂紋、夾渣和未熔合等缺陷。

圖4 T形焊接接頭宏觀形貌及X射線無損檢測結果Fig.4 Macroscopic morphology and X-ray test results of T-type welded joints

2.2 微觀組織及物相分析

圖5所示為T形接頭的截面形貌圖。T形接頭經過雙側焊接后在焊縫區根部存在一定量的重熔,以保證T形接頭處于完全焊透狀態。依次對T形接頭焊縫區上部(A區)、焊縫區中部(B區)、焊縫區根部(C區)、熱影響區(D區)的微觀組織進行分析。

圖5 焊縫截面的宏觀形貌圖Fig.5 Macroscopic morphology of the weld section

圖6為圖5中A、B、C、D四個區域的微觀組織形貌。從焊縫區上部到根部,晶粒尺寸呈先減小、再增大的趨勢。圖6(a)為圖5中A區域即焊縫區上部的低倍和高倍的微觀組織形貌,焊縫區上部主要為粗大的柱狀組織,柱狀晶內存在縱橫交錯的針狀α′馬氏體和殘存的初始高溫β相,沿焊縫中心線呈對稱分布。上述結果可能是因為焊縫區上部由于激光能量密度集中,熔池溫度較高,遠超過β相轉變溫度,在冷卻過程中,初始高溫β晶粒的晶界上形成晶界α相,在初始高溫β相晶粒內部,發生β相向α′馬氏體轉變,片狀α′馬氏體從晶界向晶粒內部生長,在片狀α′馬氏體的之間為殘余的初始高溫β相。圖6(b)為圖5中B區域即焊縫區中部的低倍和高倍的微觀組織形貌,焊縫區中部的組織是由晶內針狀的α′馬氏體和殘存的初始高溫β相組成,但晶粒尺寸小于焊縫區上部。上述結果可能是因為相比于焊縫區上部,焊縫區中部溫度較低,馬氏體并未充分長大。圖6(c)為圖5中C區域即焊縫區根部的低倍和高倍的微觀組織形貌,焊縫區根部的組織是由晶內針狀的α′馬氏體和殘存的初始高溫β相組成,但晶粒尺寸大于焊縫區中部。上述結果可能是因為焊縫根部經過兩次熱循環,導致α′馬氏體二次重熔長大。圖6(d)為圖5中D區域即熱影響區的低倍和高倍的微觀組織形貌,熱影響區組織由初生的α相+β相和α′馬氏體組成,從焊縫區向近焊縫熱影響區和近母材熱影響區過渡時α′馬氏體的含量逐漸減少。上述結果可能是因為與焊縫區相比近焊縫熱影響區相比溫度低,焊接加熱過程中母材中原始的α相并沒有完全轉變為β相,已經轉變為β相的組織,隨焊接熱源的移動快速冷卻,轉變為α′馬氏體,因此近焊縫熱影響區比焊縫區α′馬氏體含量更少。與近焊縫熱影響區相比,近母材熱影響區相比溫更低,因此近母材熱影響區比近焊縫熱影響區α′馬氏體含量更少。

圖6 焊接接頭不同區域微觀組織形貌Fig.6 Microstructure morphology of welded joints in different regions

圖7 焊縫TEM形貌圖Fig.7 TEM morphology of the welding line

圖7所示為焊縫區TEM微觀組織形貌圖。從圖7中可知,焊縫區主要由相互之間位相差較小的多個α′馬氏體板條組成相互平行的細小α′馬氏體束,之間夾雜著狹窄的初始β相帶,同時伴有少量孿晶和位錯的產生。上述結果可能是因為α′馬氏體先在緊鄰高溫β相晶粒邊界處形核,激光填絲焊接過程冷卻速度快,使得α′馬氏體未能充分長大,形成相互平行的細小α′馬氏體束;位錯的產生可能是因為焊接過程中激光束周期性擺動,給熔池凝固結晶前沿施加一個動壓力,動壓力在焊縫中轉換為彈性變形的應力,當應力超過彈性極限時產生塑性變形,因此產生了位錯。焊接熱輸入越大,熔池在凝固過程中將會產生更多的位錯保留在焊縫中;經過TEM電子衍射分析證實α′馬氏體組織呈六方密排結構,鈦合金α′馬氏體形成主要是在高溫作用下快速冷卻,使得原子來不及擴散以切變方式形成過飽和六面晶相,α′馬氏體對焊縫有一定的強化作用。

圖8所示為焊縫XRD分析結果。從圖8中可知,焊縫區主要由α′馬氏體組成,β相衍射峰不明顯。上述結果可能是因為,β相含量較少且一般在晶間分布,從而導致XRD衍射峰不明顯。

圖8 焊縫區XRD分析結果Fig.8 XRD analysis results of the weld zone

2.3 顯微硬度測試

圖9所示為焊接接頭顯微硬度測試結果,圖9(a)所示為焊接接頭顯微硬度測量點示意圖,圖9(b)所示為焊接接頭橫向焊接接頭硬度測試結果。從母材到焊縫中心硬度值逐漸增大,母材區的硬度值最低,焊縫區的硬度值最大與母材相比約提高了39%,正如Fang等[14]報道的,普遍認為微觀組織的硬度值依次為α′馬氏體>α相>β相。上述測試結果可能是因為母材區組織主要由等軸α相和β相組成,硬度值最低;在近母材的熱影響區主要為初生的α相和部分發生相變的α′馬氏體,近焊縫熱影響區與近母材熱影響區相比受熱溫度更高發生相變生成的馬氏體α′更多,所以在熱影響區出現硬度值逐漸上升的趨勢;焊縫區硬度值最大是因為焊縫區相比于熱影響區的熱輸入大、冷卻速度快,形成了大量排列緊密的α′馬氏體,α′馬氏體內部有大量的位錯,位錯相互糾纏起到強化作用導致焊縫區的硬度最大。圖9(c)所示為焊接接頭縱向硬度測試結果,從圖中可知,焊縫區上部到焊縫區根部呈現出硬度值先降低后略上升,然后再降低的趨勢。正如Ma等[15]報道,普遍認為硬度強化主要是由于馬氏體的形成,并且隨著熱輸入的增大,導致馬氏體尺寸增大,位錯密度集中,硬度值增大。上述測試結果可能是因為α′馬氏體相變過程中應力釋放的主要途徑是依賴位錯的形成和移動實現,在焊縫區上部,α′馬氏體的顯著粗化導致相變應力大幅增加,位錯密度更加集中,因此焊縫區上部硬度值最大;焊縫區中部與焊縫區上部相比α′馬氏體較為細小,細小針狀α′馬氏體形核與長大過程中產生的相變應力小,位錯密度較低,因此與焊縫區上部相比硬度值降低;焊縫重熔區由于經過兩次熱循環使得細小針狀α′馬氏體長大粗化,導致相變應力明顯提高,位錯密度增加,因此與焊縫中部相比硬度值升高[16-20]。

圖9 焊接接頭顯微硬度Fig.9 Microhardness of welded joints

2.4 力學性能測試及斷口形貌分析

2.4.1 拉伸測試及斷口分析

母材和焊接接頭沿蒙皮方向的室溫拉伸測試結果如表3所示。焊接接頭的平均抗拉強度為1 076 MPa,略高于母材,焊接接頭斷裂位置均為母材區。

表3 焊接接頭拉伸性能測試

圖10所示為焊接接頭拉伸試樣及斷口SEM形貌,圖10(a)所示為焊接接頭拉伸試樣,斷裂于母材區域。圖10(b)所示為拉伸斷口SEM形貌,從圖10(b)中可知,拉伸斷口斷裂表面存在大量細小的韌窩,說明試樣在斷裂前已經發生了塑性變形,拉伸斷口呈韌性斷裂特征。

圖10 焊接接頭拉伸試樣及斷口SEM形貌Fig.10 Tensile sample and SEM morphology of tensile fracture

2.4.2 剪切測試及斷口分析

焊接接頭的室溫剪切測試結果如表4所示。從表4中測試結果顯示,焊接接頭的平均剪切強度為679 MPa。

表4 焊接接頭剪切性能測試

圖11所示為焊接接頭剪切試樣及斷口SEM形貌,圖11(a)所示為焊接接頭剪切試樣。圖11(b)所示為剪切斷口SEM形貌,從圖11(b)可知剪切斷口主要由起裂區、擴展區和剪切唇組成,剪切斷口起裂區位于焊縫內部。低倍和高倍焊縫區剪切斷口如圖11(c)所示,焊縫區剪切斷口主要呈沿晶開裂和穿晶開裂,斷裂面可見細小的韌窩和針狀α′馬氏體。低倍和高倍熱影響區剪切斷口如圖11(d)所示,熱影響區的斷裂形貌主要呈解理與準解理穿晶開裂特征。低倍和高倍母材區剪切斷口如圖11(e)所示,母材區的斷裂形貌主要呈韌性斷裂特征。

圖11 焊接接頭剪切試件及斷口SEM形貌Fig.11 Shear specimen and SEM morphology of shear fracture

3 結論

本文對2 mm厚TC4鈦合金進行典型T形接頭擺動激光填絲焊接試驗,并對焊接接頭進行X射線無損檢測、力學性能測試、微觀組織及斷口形貌進行分析并闡明焊接接頭組織和力學性能之間的關系。得出主要結論如下:

1)焊縫區主要由相互之間位相差較小的多個α′馬氏體板條組成相互平行的細小α′馬氏體束,之間夾雜著狹窄的初始β相帶,同時伴有少量孿晶和位錯的產;熱影響區主要由母材中未發生相變的α相和α′馬氏體組成。

2)焊接接頭平均抗拉強度為1 076 MPa,斷裂位置為母材區,呈韌性斷裂特征;焊接接頭平均剪切強度為679 MPa,起裂區位于焊縫內部,剪切斷口焊縫區呈沿晶開裂特征,熱影響區呈解理和準解理穿晶開裂特征。

3)焊接接頭硬度分布順序為焊縫區>熱影響區>母材。顯微硬度峰值均出現在熔合線附近的熔合區,過熔合線后顯微硬度明顯下降。焊縫區硬度值最大,與母材相比硬度值約提升39%。

4)本文實驗證明了熱輸入會影響鈦合金焊接接頭組織和力學性能。在薄壁鈦合金擺動激光填絲焊中,合理地控制焊接熱輸入,是保證焊接接頭具有優異性能的重要手段。